Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金成分设计与铸态微观组织

Composition design and as-cast microstructure of Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb alloy

摘要

采用相图设计与熔铸法制备Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金，研究元素添加含量对合金凝固参数的影响规律，分析铸态合金的室温拉伸性能和显微组织。结果表明：铸态组织主要由α-Al基体、Al-Si共晶相、Mg₂Si相、Al₃Zr相与Al₃（Sc， Zr）相组成，Si元素对铸态强度极限影响最大，Mg元素对二次枝晶臂间距（secondary dendrite arm spacing，SDAS）影响最大，液相线温度随Si元素含量增加连续下降，固相线温度随Mg元素含量上升连续降低。Sb元素添加后共晶Si相形貌由针状、长条状转变为短棒状或蠕虫状，长宽比由8.19降至3.31，细小尺寸Al₃Zr相、Al₃（Sc， Zr）相将铸态晶粒尺寸由272 μm细化至224 μm，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金铸态抗拉强度、屈服强度与伸长率分别达到211、125 MPa和5.1%。力学性能的提升得益于Al₃Zr相、Al₃（Sc， Zr）相的细晶强化和共晶Si相的第二相强化，随着Si、Mg元素含量上升，材料断裂机制由沿晶断裂+韧窝断裂的混合断裂机制转变为沿晶断裂为主。

Abstract

Al-Si-Mg-Sc-Zr alloys are prepared through phase diagram design and the smelting process. The effect of elemental addition levels on solidification parameters is investigated. Additionally，the room-temperature tensile properties and microstructure of the as-cast alloys are thoroughly analyzed.The results reveal that the as-cast microstructure consists of α-Al matrix， Al-Si eutectic phase， Mg₂Si phase， Al₃Zr phase， and Al₃（Sc， Zr） phase. Silicon has the most pronounced effect on the tensile strength， whereas magnesium primarily influences the secondary dendrite arm spacing（SDAS）. The liquidus temperature gradually decreases with an increase in silicon content， and the solidus temperature continuously drops as the magnesium content rises.With the addition of the Sb element， the morphology of the eutectic silicon phase transforms from needle-like and long-striped shapes to short rod-shaped or worm-shaped forms， and its aspect ratio decreases from 8.19 to 3.31. The fine-sized Al₃Zr and Al₃（Sc， Zr） phases refine the grain size from 272 μm to 224 μm. As a result， the ultimate tensile strength and yield strength reach 211 MPa and 125 MPa， respectively， with an elongation of approximately 5.1%. The enhancement of mechanical properties is attributed to the fine-grained strengthening of the Al₃Zr and Al₃（Sc， Zr） phases， as well as the second-phase strengthening effect of the eutectic silicon phase. As the addition of silicon and magnesium elements increases， the fracture mechanism shifts from a combination of intergranular and dimple fractures to purely intergranular fractures.

Graphical abstract

关键词

相图设计 / Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金 / 物相分析 / 显微组织 / 力学性能

Key words

phase diagram design / Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb alloy / phase analysis / microstructure / mechanical property

铝合金密度低、比强度高、比刚度高、耐蚀性好且加工性能优异，在航空航天、发动机、汽车与建筑领域得到了广泛的应用^［1-2］。与其他制造工艺相比，铸造可实现复杂结构的一体化成形，起到较好的结构减重和材料减重效果。如汽车传动体系中，约100%的活塞、75%的气缸盖以及85%的进气歧管都是选用铸造铝合金^［3-4］，通过在Al-Si铸造合金中添加Mg、Cu、Mn、Zr等元素可提升合金的高温性能，满足航空发动机复杂壳体的使役需求^［5-6］。为满足铝合金复杂结构制件的轻量化设计与加工制造要求，可采用固溶强化、细晶强化、位错强化和第二相强化进一步提高铝合金材料的机械强度，目前通常采用微合金化，通过在铝合金中添加Sc、Zr、Er等微量元素，在细晶强化的基础上通过Al₃Sc、Al₃Zr、Al₃Er等第二相进一步钉扎晶界或位错滑移，提高铝合金的强度与塑性^［7］。

Zr元素可与Al形成有限溶解度的包晶组织，细化晶粒尺寸并提高合金的再结晶温度，单独添加0.18%（质量分数，下同）Sc，材料强度极限可提高30%，晶粒尺寸降低85 μm^［8-10］。复合添加Zr、Sc元素可提高（Al₃x）L1₂弥散相的析出速率，抑制Al₃Sc/Al₃（Sc_1-x，Ti _x ）相的粗化，细小尺寸Al₃（Sc，Zr）沉淀相的析出可大幅提升材料高温性能，300 ℃/100 h时效热处理仍可保持材料硬度基本不变^［11-13］。通过添加0.1%~0.25%Zr、0.1%~0.4%Sc，形成了大量的Al₃（Zr， Sc）纳米相，抑制了Al₂₀Cu₂Mn₃（T相）的析出，细小尺寸Al₂CuMg（S相）的析出数量及密度得到提升，改善了Al-Cu铝合金中W相的形貌及分布，AlScZr相和AlCuScZr相提高了合金的高温性能，晶粒尺寸由396 μm降至55 μm，材料强度极限与伸长率分别达到354 MPa与19.7%^［14-17］。在Al-Mg合金中添加Zr、Sc，与α-Al基体呈共格关系Al₃Zr纳米相的析出，可阻碍位错滑移及亚晶界迁移、合并，提高材料室温强度极限与高温性能，材料各向异性显著降低，材料室温强度极限、伸长率与K_IC可达500 MPa、20%与21.4 MPa·m^{1/2［18-20］}。添加Ag、Sr等元素虽可提高Al-Si合金中β″相析出密度并促进球状AlFeSi相的形成，提升材料室温强度极限，但与Sc、Zr元素相比，强度提升效果有限^［21-22］。在Al-Mg-Si铝合金中添加Sc、Zr，可诱发粒子激发形核（particle stimulated nucleation， PSN）再结晶机制，改善硅相形貌，抑制再结晶并细化亚晶粒尺寸，大幅提升析出相界面应力峰值，促进析出大量β相和｛111｝惯析面板状GPⅡ-Mg区，Al₃（Sc，Zr）相可将铸态晶粒尺寸细化至27 μm，二次枝晶臂间距（secondary dendrite arm spacing，SDAS）由53.6μm降至17.5 μm，材料强度极限提高15%，材料伸长率提升至35%^［23-27］。在Al-Zn-Mg-Cu铝合金中添加0.3% Sc和0.1%Zr后，大量Al₃（Sc，Er）粒子钉扎了位错滑移，合金高温性能大幅提高，大量异质形核Al₃（Sc _x，Zr_1-x ）质点将晶粒尺寸由82.4 μm细化至51.7 μm，经120 ℃/30 h热处理材料强度极限可达736 MPa^［28-30］。在Al-Li合金中添加Sc、Zr，降低了Al₃Li相、AlLi相自由能，析出相密度显著增加，材料伸长率由3.3%升至18%，强度极限提高了33 MPa^［31-32］。

目前，关于在铝合金中添加Sc、Zr元素的研究多集中在变形铝合金研究领域，对铸造Al-Si合金开展的Sc、Zr元素添加影响和作用机制研究较少，且铸造铝合金凝固冷却速率远小于变形铝合金的熔铸冷却速率，Sc、Zr元素的添加作用效果及影响机制有所不同。因此，本工作基于Al-Si-Mg铸造合金，通过添加Sc、Zr与Sb元素结合相图设计，开展Sc、Zr元素添加含量对其铸态微观组织和室温拉伸性能的影响规律研究，探究Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金的最佳成分配比，为高强高韧Al-Si-Mg铸造合金的成分设计与工业制备奠定研究基础。

1 实验材料与方法

1.1 材料制备

实验共设计4因素3水平9种不同化学成分的Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金，见表1，所涉及的5种原材料均由中国航发北京航空材料研究院提供。熔炼原料初始状态：纯度大于99.99%的铝锭、纯度大于99.95%的镁锭、AlSi12中间合金、AlSc2中间合金、AlZr4中间合金和AlSb4中间合金，按照设计成分配比称重。将称量好的锭块和中间合金放入北辰亿科500 kW中频感应炉内进行加热，锭块与中间合金完全熔化后添加粉体除渣剂进行除渣，除渣剂占熔体总质量的0.65%，除渣剂由C₂Cl₆、TiO₂和CaCO₃组成，质量配比为72∶20∶8；除渣结束后降温至725 ℃，采用MTS1500 Minilid Head型旋转精炼机进行除气，气体为高纯氩气，旋转喷吹转子转速设定为500 r·min^-1，旋转喷吹除气时间为12 min。除渣除气结束后将熔体温度调整至720 ℃，静置保温15 min后浇铸金属型试样，金属型试样模具材质为45钢，模具浇铸温度为120 ℃。

1.2 性能测试与组织观察

计算相图法（calculation of phase diagrams，CALPHAD）是热力学计算的理论基础，多元合金组分系统中的每个相都可用一个数学方程来描述其热力学模型，当整个体系吉布斯能达到最小值时，体系达到平衡。近年来，基于CALPHAD开发出了适用于多元成分铝合金相平衡计算的软件，PANDAT软件于1996年由CompuTherm LLC公司开发，以PanEngine为核心计算引擎，内置热力学数据库并支持自定义扩展，可准确计算多元多相体系的稳定平衡相图^［33-34］。与PANDAT软件相比，同样基于CALPHAD法构建的JMatPro软件主要用于对多组分铝合金的性能进行模拟预测，计算准确度较高，应用较为广泛^［35］。采用PANDAT软件计算Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金的平衡相图，利用JMatPro软件对Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金的性能进行计算预测。采用砂纸和金刚石抛光剂对Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态试块进行研磨与抛光，再利用Keller试剂对抛光后的试块进行腐蚀，腐蚀时间约15 s，利用ZeissScope-A1型光学显微镜观察合金的显微组织。铸态试样阳极化覆膜试剂由38 mL H₂SO₄+43 mLH₃PO₄+19 mL H₂O组成，阳极化覆膜工艺参数为10 V/40 s+15 V/20 s+20 V/20 s。利用D8 ADVANCE型X射线衍射仪对铸态试样进行X射线衍射分析（X-ray diffraction，XRD），测试参数为CuKα衍射，λ=0.154 nm，加速电压为40 kV，2θ角范围为20°~90°，扫描速率为5 （°）/min，并采用Jade 6.0软件对XRD图谱进行处理和物相分析。采用FEI nano 450型场发射扫描电子显微镜观察室温拉伸试样断口形貌，工作电压15 kV，工作距离为10~15 mm，工作电流为55~60 μA，采用EDS对断口表面元素分布进行定量标定。将铸态试棒按照GB/T 228.1—2010加工成Ф5 mm标准室温拉伸试样，利用Instron 5982型万能试验机按照GB/T 228.1—2010测试合金的室温拉伸性能，拉伸速度为1.5 mm/min。

2 结果与分析

2.1 合金组元相图设计

图1为不同元素含量下的Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金平衡凝固相图。由图1可知，Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金平衡凝固条件下铸态组织主要由α-Al基体、Al-Si共晶相、Mg₂Si相、Mg₃Sb₂相与Al₃（Zr，Sc）相组成，凝固析出顺序为L→Mg₃Sb₂+L→Al₃Zr+Mg₃Sb₂+L→Mg₃Sb₂+Al₃Zr+Al₃（Sc，Zr）+L→Mg₃Sb₂+Al₃Zr+Al₃（Sc，Zr）+ L+Al→Mg₃Sb₂+Al₃Zr+Al₃（Sc，Zr）+ L+Al+Si→Mg₃Sb₂+Al₃Zr+Al₃（Sc， Zr）+Al+Si+Mg₂Si。由图1（a）平衡凝固相图可知，Mg₃Sb₂相析出温度随Mg含量增加不断升高，且当Mg元素添加含量>0.22%时可形成Mg₂Si相。当Si元素添加含量>6%时，在555 ℃温度范围析出Al-Si共晶相，作为凝固形核质点的Al₃（Zr，Sc）相在约630 ℃析出直至凝固结束，见图1（b）。由图1（c）和图1（d）可知，Al₃Zr相优先于Al₃（Zr，Sc）相凝固析出，Sc元素添加含量为0.15%~0.30%时 Al₃（Zr，Sc）相析出数量连续上升；Al₃Zr相析出温度随Zr元素添加含量增加持续提高，当Zr元素添加含量由0.1%升至0.15%时，Al₃Zr相析出温度由630 ℃提高至660 ℃，Al₃Zr相析出温度区间随之增加，可在熔体中形成数量更多的凝固形核质点，细化铸态组织；600 ℃凝固析出的Al₃Sc相依附在Al₃Zr相生长界面，形成Al₃（Zr，Sc）相，作为异质形核质点进一步细化铸态晶粒。

2.2 不同元素含量凝固参数极差分析

不同成分Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金凝固参数计算结果如图2所示。图2（a）为凝固冷却曲线计算结果，图2（a）的固、液相线计算结果见表2，随着Si元素添加含量增加，液相线温度连续下降；在相同Si元素添加含量下，固相线温度随着Mg元素添加含量增加而持续下降，当添加0.2%Sc元素和0.15%Zr时，固液相线差值最大，为65.3 ℃；当添加0.4%Sc元素和0.10%Zr元素时，固液相线差值最小，为35.8 ℃。Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态二次枝晶臂间距、屈服强度和抗拉强度计算结果分别见图2（b），（c），（d），Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态强度与SDAS极差分析结果见表3。表3中k_Ⅰ-TS代表Si元素第一水平（添加含量为6.0%）铸态抗拉强度平均值，分别为157.8、173.2 MPa和165.3 MPa的平均值，k_Ⅱ-TS和k_Ⅲ-TS则分别代表Si元素第二水平（添加含量为7.5%）和第三水平（添加含量为9.0%）铸态抗拉强度平均值；R_TS代表Si元素不同水平最大值与最小值的差值，即k_Ⅲ-TS（191.0）与k_Ⅰ-TS（165.4）的差值。由表3可知，Si元素添加含量对Al-Si-Mg-Sc-Zr合金铸态抗拉强度和屈服强度的影响权值最高，其次为Mg元素，Zr元素的影响略高于Sc元素；Mg元素添加含量对铸态组织SDAS影响权值最高，其次为Si元素，Zr元素和Sc元素的影响较小，且权值相同。基于表3铸态强度计算结果，在添加6.0%、7.5%和9.0% Si元素下分别选择铸态强度最高的合金成分2、合金成分6和合金成分9进行熔炼浇注实验。不同合金元素水平下的铸态抗拉强度和屈服强度如图3所示，由图3计算结果可知，当添加9.0%Si、1.0%Mg、0.2%Sc、0.12%Sb和0.15%Zr元素时，Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金可制备得到较高的铸态抗拉强度与屈服强度。

2.3 相组成

图4为合金成分2、合金成分6和合金成分9熔炼浇注试样的XRD物相分析结果。由图4（a）可知，铸态组织主要由α-Al基体、Al-Si共晶相、Mg₂Si相、Al₃Zr相与Al₃（Sc， Zr）相组成，分析认为Mg₃Sb₂相是在平衡凝固条件下形成，实际浇注过程受模具冷却、非均质凝固形核质点等影响，多为非平衡凝固环境；且Sb元素添加含量较少，仅为0.12%，因此在Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织中未观察到Mg₃Sb₂相。由图4（b），（c）可知，与Al-7Si-1Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金（111）晶面和（220）晶面衍射峰相比，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金的衍射峰向左偏移，Al-9Si-1Mg-0.1Sc-0.15Zr-0.12Sb合金的衍射峰向右偏移。结合式（1）和式（2）可知，当Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金凝固第二相原子进入晶格间隙位置或析出相溶入α-Al基体形成固溶体时，将引起晶格膨胀，造成衍射峰向左偏移。Al原子晶格常数a=0.40494 nm，空间点群为Fm-3m；Al₃（Sc，Zr）原子晶格常数a=0.4108 nm，空间点群为Pm-3m；Al₃Zr原子晶格常数a=0.4005 nm、b=0.4005 nm、c=1.7285 nm，空间点群为I4-MMM；可知当合金中形成一定数量Al₃（Sc，Zr）、Al₃Zr第二相时，晶格将发生膨胀，衍射峰向左产生偏移。与Al-7.5Si-1Mg-0.2Sc-0.1Zr-0.12Sb合金相比，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金中的Sc、Zr元素总添加含量为0.35%，将析出更多的Al₃（Sc， Zr）相、Al₃Zr相，因此衍射峰向左偏移；Al-9Si-1Mg-0.1Sc-0.15Zr-0.12Sb合金中的Sc、Zr元素总添加含量为0.25%，Al₃（Sc，Zr）相和Al₃Zr相析出数量减少，衍射峰向右偏移。

nλ=2dsinθ（1）

式中：n为衍射级数；λ为X射线衍射波长；d为晶面间距；θ为衍射角；晶面间距d可由式（2）进行计算。

d=\frac{a}{\sqrt[]{h^{\mathrm{2}}+k^{\mathrm{2}}+l^{\mathrm{2}}}}（2）

式中：a为晶格常数；h、k、l为晶面的密勒指数。

2.4 铸态室温拉伸性能

Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金室温拉伸性能如图5所示。观察发现，Si作为主要强化元素，室温拉伸性能并未随Si元素添加含量上升而连续增强，反而随Si元素含量增加连续下降，当Si元素添加含量为6.0 %时室温拉伸性能取得最大值，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金铸态抗拉强度、屈服强度与伸长率分别达211、125 MPa与5.1%。分析认为，Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织主要由α-Al、共晶Si相、Mg₂Si相、Al₃Zr相与Al₃（Sc，Zr）相组成，其中Al₃Zr相和Al₃（Sc，Zr）相作为凝固形核质点，可有效细化α-Al，起到细晶强化效果；Mg₂Si相和共晶Si相作为硬质颗粒相，主要起第二相强化作用，其中以共晶Si相强化效果为主。异质形核理论认为铸态金属的晶粒细化程度主要取决于单位体积和单位时间内的晶核数目及有效形核效果，晶核的有效形核效果则取决于该晶核与α-Al基体的晶格常数和晶格类型，一般认为当形核晶核与α-Al基体晶格类型一致，且错配度小于5%时，就可作为有效的异质形核，可细化晶粒。Al₃（Sc，Zr）相和α-Al相同属面心立方结构，晶格类型相同，Al₃（Sc，Zr）相的晶格常数为0.409 nm，α-Al相的晶格常数为0.405 nm，代入式（3）计算二者的错配度（δ）：

\delta =\frac{{\alpha }_s-{\alpha }_n}{{\alpha }_n}\times \mathrm{100}\mathrm{\%}（3）

式中：α_s 为基体相α-Al的晶格常数；α_n 为形核相Al₃（Sc，Zr）的晶格常数，根据式（3）计算得到α-Al相和Al₃（Sc，Zr）相的错配度（δ）约为1.0%（小于5%），因此Al₃（Sc，Zr）相可作为有效的形核质点，细化α-Al基体的晶粒尺寸。文献报道^{［8，10-12，18］}，Zr元素添加后可在熔体中形成大量的Al₃Zr相，细化铸态晶粒组织，Sc、Zr元素添加含量决定了Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb铸态合金的晶粒细化效果。Al-9Si-1Mg-0.1Sc-0.15Zr-0.12Sb合金Sc、Zr元素添加含量总和为0.25%，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金中的Sc、Zr元素添加含量总和最高，为0.35 %，因此Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金的细晶强化效果最好。共晶Si相作为Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb铸态合金的主要硬质颗粒相，其形貌及尺寸显著影响到合金的铸态室温力学性能，添加Sb元素作硅相变质可球化Si相形貌，细化Si相颗粒尺寸，提高合金铸态室温力学性能^［36-37］。研究发现^［38］，作为表面活性元素的稀土Sc、Zr，可吸附在共晶Si｛111｝密排面，造成Si原子发生堆垛层错形成生长台阶，促使共晶Si形成孪晶，起到Si相变质作用。另外，元素原子半径与Si原子半径的比值（r_i （modifier）：r（silicon））对共晶Si变质也有着重要影响。当r_i （modifier）：r（silicon） ≈1.646时，共晶Si相变质效果最佳。Sc的原子半径（0.164 nm）与Si的原子半径（0.117 nm）的比值为1.402，Zr的原子半径（0.160 nm）与Si的原子半径（0.117 nm）的比值为1.368，均较为接近1.646，表明Sc、Zr元素在细化α-Al晶粒的同时，还可对共晶Si相进行有效的变质，球化Si相相貌并细化Si相尺寸。在均添加0.12%Sb元素基础上，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金添加0.2%Sc和0.15% Zr后，理论上可得到最佳的晶粒细化、强化和第二相强化效果。

Mg₂Si作为Al-Si-Mg合金中的强化相，其形态、大小及分布对合金的力学性能均有影响。Mg₂Si相的形成主要依赖于Mg元素含量，Mg添加含量增加后，Mg₂Si体积分数呈线性增加，但其平均尺寸并非呈线性增加，且随着Mg元素添加含量增加，固液界面溶质分布不均匀，易形成不规则的八面体结构，影响力学性能。八面体初生Mg₂Si相生长过程为：晶核→〈100〉晶相生长→〈110〉晶相生长→八面体棱边生长→八面体骨架→完整八面体，添加Zr元素时，Zr以吸附毒化的方式依附在八面体Mg₂Si生长界面，可抑制八面体结构Mg₂Si相的快速生长，形貌转变为细小的树枝晶，改善Al-Si-Mg合金的铸态力学性能^［39］。Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金添加0.15%Zr元素可显著改善铸态初生Mg₂Si相的形貌，且Mg元素较为活泼，添加含量过高时（1%）在熔炼时易形成MgO氧化膜，同时增加熔体中游离［H］含量，降低材料铸态室温力学性能。

2.5 显微组织

Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态显微组织如图6所示。由图可知，Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织主要由α-Al基体和Al-Si共晶相组成，α-Al基体晶态形貌为树枝晶（图6（a-1），（b-1），（c-1）），Al-Si共晶相中的共晶Si相形貌呈短棒状或蠕虫状（图6（a-2），（b-2），（c-2））。随着Si元素添加含量增加，晶界区域Al-Si共晶相数量明显增加，晶粒尺寸连续下降，共晶Si相长宽比连续上升。利用Image Pro Plus 6.0软件统计Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织晶粒尺寸和共晶Si相长宽比，结果显示当Si元素添加含量由6.0%增至9.0%时，共晶Si相长宽比由3.82升至4.81（图6（a-3），（b-3），（c-3）），铸态晶粒尺寸由272 μm降至224 μm（图6（a-4），（b-4），（c-4））。

Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金添加0.12%Sb元素前后的共晶硅相组织形貌与尺寸统计结果如图7所示。未添加Sb元素时的共晶Si相形貌呈针状或长条状，平均长度为45.56 μm，平均宽度为5.56 μm，长宽比约为8.19；添加0.12%Sb元素后共晶Si相形貌呈短棒状或蠕虫状，平均长度为17.96 μm，平均宽度为5.42 μm，长宽比约为3.31。

Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金铸态组织EDS扫描结果如图8所示。合金铸态组织主要由α-Al基体和Al-Si共晶相组成，共晶Si相沿晶界均匀分布，见图8（b）。Mg元素部分溶入α-Al基体形成固溶体，部分与Si元素反应形成Mg₂Si相，沿晶界分布，见图8（a）箭头位置所示。变形铝合金半连续铸锭水流激冷凝固条件下，Sc、Zr元素受成分过冷影响，易富集形成大量的Al₃Zr、Al₃（Sc，Zr）相，细化晶粒组织，同时在均匀化热处理过程形成次生Al₃（Sc，Zr）粒子，强烈钉扎位错和亚晶界，有效抑制变形组织再结晶，时效热处理过程抑制粗大析出相，显著提高沉淀相析出数量及密度，起沉淀强化作用，提高力学性能。受铸造铝合金凝固冷却速率影响，Sc、Zr元素凝固过程随α-Al枝晶固/液界面驱动，均匀分散在铸态组织，主要作为异质形核核心，细化晶粒组织并球化共晶相，降低不规则第二相尖端对铸态力学性能的损伤。Sc元素部分富集在含Mg相周围，部分溶入α-Al基体，在晶内富集；由于Zr元素添加含量较少，未检测到Zr元素的富集分布，分析认为Zr元素在凝固过程主要生成尺寸细小的Al₃Zr相，作为异质形核质点，细化晶粒组织，包裹在α-Al基体内部，因此未能被有效检测出^{［18，23］}。部分学者认为Sb可阻碍Si在固液界面上扩散，降低Si相生长速度，细化共晶Si相尺寸；也有学者发现添加Sb后在熔体中生成AlSb相，细小AlSb相吸附在共晶Si相表面，阻碍共晶Si相生长并细化Si相尺寸，实现变质效果^［37］；刘志虎等^［36］在Sb变质铸件中观察到纯Sb质点，认为Sb质点可阻碍共晶Si相沿单维方向生长，细化Si相尺寸，起变质效果。本工作在铸态微观组织中观察到了纯Sb质点（图8（a）线框与图8（f）），为Sb元素的界面吸附阻碍生长变质作用机理提供了佐证。

Al-7.5Si-1Mg-0.2Sc-0.1Zr-0.12Sb合金铸态组织EDS扫描结果如图9所示。在铸态组织中可观察到大量细小呈蠕虫状的共晶Si相，如图9（a）中亮白色组织相所示，提高Mg元素添加含量后微观组织中黑色颗粒相含量明显增加，见图9（a）箭头位置，对黑色颗粒相进行EDS点扫分析，可知铸态组织中的黑色颗粒相主要为Mg元素和Si元素，结合图9（g）点扫能谱分析结果，Mg、Si原子比接近2∶1，判定黑色颗粒相应为Mg₂Si相。与图8（c）相比，Mg元素添加含量增至1.0%后，分布富集程度显著上升，见图9（c）。与Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金铸态组织相似，Sc元素部分溶入α-Al基体，部分沿Mg元素富集分布，见图9（d）与图9（a）线框位置。Zr元素仍以细小尺寸的Al₃Zr相均匀分布在α-Al基体内部，未观察到明显富集分布区域；随着Si元素添加含量由6.0%增至7.5%，Sb元素均匀吸附在共晶Si相固液生长界面，未观察到明显的纯Sb质点。

Al-9Si-1Mg-0.1Sc-0.15Zr-0.12Sb合金铸态组织EDS扫描结果如图10所示。铸态组织中可观察到大量亮白色细小蠕虫状共晶Si相与黑色Mg₂Si颗粒相（图10（a））；同时还可观察到一定数量的亮白色不规则第二相，部分第二相与Al-Si共晶相富集在晶界区域图10（a）线框位置；部分第二相分布在α-Al基体晶粒内部，见图10（b）矩形线框与椭圆线框位置。分别对晶界和晶内区域亮白色两边形第二相进行EDS点扫描分析，结果见图10（c）与图10（d）。由图10（c）点扫描能谱分析结果可知，沿晶界区域Al-Si共晶相共生分布的亮白色第二相主要含Sc、Zr元素，分析认为应该是Al₃（Sc， Zr）相^［15-16］，且Sc元素含量远高于Zr元素含量，Sc、Mg元素伴生分布，与图8和图9的EDS面扫能谱测试结果一致。图10（d）点扫描能谱分析结果证实沿α-Al基体晶内分布的亮白色第二相仍以Sc、Zr元素为主，为Al₃（Sc， Zr）相，且Sc元素含量（15.19%）明显高于Zr元素含量（7.39%）。由图1所示的Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金平衡凝固相图可知，Al-Mg-Si合金添加Sc、Zr元素后，凝固过程首先析出细小的Al₃Zr粒子，作为优先的异质形核质点，被包裹在α-Al基体内部，起到良好的晶粒细化效果；部分Al₃Zr粒子随着凝固过程的进行，富集在固/液界面并作为Al₃Sc相的依附生长基底，共生出Al₃（Sc， Zr）相，作为晶粒细化的形核质点，也可沿晶界弥散分布，起到第二相强化作用。

2.6 断口形貌

Al-Si-Mg合金的断裂过程主要包括硬脆相开裂、微裂纹形成与微裂纹扩展断裂三个步骤^［10-11］，本工作中的Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织硬脆相包括共晶Si相、Mg₂Si相、Al₃Zr相与Al₃（Sc， Zr）相，其中共晶Si相为主要硬脆相。当拉伸实验应力峰值超出Al-Si共晶相材料屈服极限时，将沿Al-Si共晶相界面产生微裂纹并不断延伸扩展，直至完全撕裂在断口表面残留下沿晶撕裂带，见图11（a）箭头位置。添加0.12%Sb元素进行硅相变质处理后，共晶Si相形貌呈蠕虫状，Si相长宽比较低，Si相尖端应力集中程度较小；拉伸实验应力扩展过程受部分共晶Si相阻碍时，将沿（111）晶面滑移并在α-Al基体中延伸扩展，直至产生微裂纹扩展断裂，在断口表面残留数量众多的微观韧窝，见图11（a）线框位置，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金断裂机制为沿晶断裂+韧窝断裂的混合断裂机制。随着Si元素添加含量增加，Al-Si-Mg合金中的Al-Si共晶相数量增加，且Si相长宽比有所增大，Si相颗粒尖端的应力集中程度大幅增加，拉伸实验应力易沿Al-Si共晶相界面快速延伸扩展，断口表面沿晶撕裂带数量明显增多，见图11（b）箭头位置。当Si元素添加含量增至9.0%时，铸态组织中的Al-Si共晶相数量增多，且尺寸有所增大，Si相长宽比达到4.81，尖端应力集中程度显著上升，沿晶撕裂带长度明显延长，见图11（c）箭头位置；与6.0%Si元素添加含量相比，微观韧窝数量明显减少，且微观韧窝尺寸有所增加，见图11（c）线框位置，Al-9Si-1Mg-0.1Sc-0.15Zr-0.12Sb合金断裂机制以沿晶断裂为主。

图12为Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金断口扩展机理。Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织强化机理主要包括晶粒细化与第二相强化，通过添加Sc、Zr元素在熔体中形成Al₃Zr与Al₃（Sc，Zr）粒子，作为异质形核质点来细化铸态组织；共晶Si相、Mg₂Si颗粒相和沿晶界分布Al₃Zr相、Al₃（Sc，Zr）相的第二相强化为材料强化的主要作用机制，其中以共晶Si相强化作用为主。材料断裂过程中的微裂纹主要起始于共晶Si相颗粒附近，当叠加在共晶Si相颗粒尖端的拉伸应力峰值超出Al-Si共晶相材料屈服极限后，微裂纹将沿着共晶Si相延伸扩展，见图12（a）箭头位置。微裂纹沿着共晶Si相延伸扩展，直至完成整个扩展断裂过程，在断口表面残留沿晶撕裂带和破碎的细小Si相颗粒，见图12（b）线框位置；当拉伸应力峰值低于Al-Si共晶相材料屈服极限时，微裂纹可沿α-Al基体晶内进行延伸扩展，完成整个扩展断裂过程后在断口表面残留数量众多的微观韧窝，见图12（b）箭头位置。

3 结论

（1）Al-Si-Mg-Sc-Zr-Sb合金铸态组织主要由α-Al基体、Al-Si共晶相、Mg₂Si相、Al₃Zr相与Al₃（Sc，Zr）相组成，Al₃Zr相优先于Al₃（Sc，Zr）相凝固析出，析出温度随Zr元素添加含量增加持续升高，液相线温度随Si元素添加含量增加连续下降，固相线温度随Mg元素添加含量上升连续降低，添加0.2%Sc和0.15%Zr时固液相线温差最大，为65.3 ℃，添加0.4%Sc和0.10%Zr时固液相线温度最小为35.8 ℃。

（2）添加Sc、Zr元素形成的细小尺寸Al₃Zr相和Al₃（Sc， Zr）相造成晶格膨胀，衍射峰向左偏移；合金铸态材料强化机制为细晶强化和第二相强化，第二相强化为主强化机制，Si元素添加含量对铸态强度极限影响最大，Mg元素添加含量对SDAS影响最大；Sc、Zr元素细化晶粒的同时，还可球化Si相形貌并细化Si相颗粒尺寸，改善Mg₂Si相形貌，兼具良好的细晶强化和第二相强化效果，Al-6Si-0.7Mg-0.2Sc-0.15Zr-0.12Sb合金铸态抗拉强度、屈服强度与伸长率分别为211、125 MPa和5.1%。

（3）0.12%Sb元素添加后，共晶Si相形貌由针状、长条状转变为短棒状或蠕虫状，Si相长宽比由8.19降至3.31；细小尺寸Al₃Zr相作为异质形核质点，Sc元素富集在固/液界面并以Al₃Zr相作为依附生长基底，共生出Al₃（Sc， Zr）相，铸态晶粒尺寸由272 μm细化至224 μm；随着Si元素添加含量增加，材料断裂机制由沿晶断裂+韧窝断裂的混合断裂机制转变为沿晶断裂，在断口表面可观察到明显的沿晶撕裂带与数量众多的微观韧窝。

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